δ-TRIP鋼的物理與力學(xué)冶金

易紅亮 ，陳 蓬 ，王國(guó)棟 ，馬鳴圖 ，2

（1.東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819；2.中國(guó)汽車工程研究院，重慶 400039）

δ-TRIP鋼的物理與力學(xué)冶金

易紅亮1，陳 蓬1，王國(guó)棟1，馬鳴圖1，2

（1.東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819；2.中國(guó)汽車工程研究院，重慶 400039）

δ-相變誘發(fā)塑性（TRIP）鋼具有高的強(qiáng)韌性，可達(dá)到第三代汽車鋼性能要求，且可電阻點(diǎn)焊，是一種新型的具有較高產(chǎn)業(yè)化前景的先進(jìn)汽車鋼。主要闡述了δ-TRIP鋼的發(fā)展、組織與性能、相變與組織演化機(jī)理、強(qiáng)韌性機(jī)理、電阻點(diǎn)焊工藝與物理冶金機(jī)理。

TRIP鋼；δ鐵素體；貝氏體相變；組織演化；性能

1 前言

1.1 先進(jìn)高強(qiáng)度汽車用鋼的發(fā)展

近年來(lái)，先進(jìn)高強(qiáng)度鋼迅速發(fā)展，使鋼鐵材料具有良好的強(qiáng)度和延性的匹配，在高強(qiáng)度下仍具有良好的成形性。目前，強(qiáng)塑積（15～20）GPa?%的第一代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼（強(qiáng)塑積=抗拉強(qiáng)度×總延伸率），如雙相（DP）鋼、相變誘發(fā)塑性（TRIP）鋼、復(fù)相鋼、馬氏體基鋼等已在汽車中得到大量應(yīng)用，這對(duì)汽車輕量化起到了非常重要的作用[1～3]。但第一代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的成形性能仍然有待提高以滿足日益提升的汽車設(shè)計(jì)需求。作為第二代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的孿晶誘發(fā)塑性（TWIP）鋼的強(qiáng)塑積可到達(dá)60 GPa?%，并已經(jīng)實(shí)現(xiàn)了產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用。但由于其在性能上具有較低的屈服強(qiáng)度，在生產(chǎn)上高合金含量使其工業(yè)生產(chǎn)難度大、成本高，因而未能得到廣泛應(yīng)用[4]。而當(dāng)前正開發(fā)的第三代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼[5]要求強(qiáng)度與延性的匹配較第一代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼大幅提升，賦予沖壓構(gòu)件更好的成形性，賦予安全件更高的吸能或防碰撞變形的功能，以滿足汽車工業(yè)技術(shù)進(jìn)步的需要，且要求成本合理。因此，當(dāng)前汽車用鋼的熱點(diǎn)研究方向是尋求新的技術(shù)路線和理論，以期得到高強(qiáng)度、高成形性、高性價(jià)比、性能穩(wěn)定的強(qiáng)塑積達(dá)到30 GPa?%以上的第三代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼[4，5]。

通常鋼鐵材料強(qiáng)度的增加將導(dǎo)致延性的降低，但TRIP鋼例外，如圖1所示[6]，第一代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的工業(yè)產(chǎn)品中TRIP鋼具有較高強(qiáng)度的同時(shí)比同強(qiáng)度的DP鋼和復(fù)相鋼擁有更好的延性。這一優(yōu)異性能很大程度上歸因于TRIP效應(yīng)：拉伸過(guò)程中應(yīng)力應(yīng)變誘發(fā)殘余奧氏體相變?yōu)轳R氏體而使縮頸均布，從而使均勻應(yīng)變?cè)黾拥男?yīng)。Zackay等首先在室溫下全奧氏體組織鋼中發(fā)現(xiàn)了TRIP效應(yīng)，形變誘發(fā)奧氏體相變?yōu)轳R氏體可顯著提高延伸率[7]，但這類合金中因含有高的Cr、Ni、Mo等貴元素而未得到工業(yè)應(yīng)用。20世紀(jì)80年代，在低合金鋼中通過(guò)在貝氏體相變區(qū)等溫，形成無(wú)碳化物貝氏體以富碳到奧氏體中，從而提高奧氏體穩(wěn)定性，降低奧氏體向馬氏體的相變溫度，在室溫下可得到殘余奧氏體，在拉伸變形時(shí)，拉伸過(guò)程中該殘余奧氏體因形變誘發(fā)馬氏體相變而發(fā)生TRIP效應(yīng)，改善了材料的力學(xué)性能，特別是延性[8，9]。其典型微觀組織包含50%～60%（體積分?jǐn)?shù)）多邊形鐵素，20%～30%（體積分?jǐn)?shù)）無(wú)碳化物貝氏體，其余相為富碳?xì)堄鄪W氏體（其中可能產(chǎn)生少量馬氏體）[10～13]，其典型組織如圖2所示[13]。為區(qū)別此前的全奧氏體鋼，此類鋼種只是部分奧氏體的TRIP效應(yīng)輔助提高力學(xué)性能，因此重新命名為TRIP-輔助鋼。由于TRIP-輔助鋼中合金較少，成本合理，得到了規(guī)模化工業(yè)應(yīng)用，當(dāng)前工業(yè)生產(chǎn)開發(fā)的“TRIP鋼”均為此類TRIP-輔助鋼。

圖1 一系列TRIP鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線[6]Fig.1 Engineering stress and strain curves of TRIP steels[6]

圖2 TRIP-輔助鋼的典型微觀組織[13]Fig.2 Typical microstructures of TRIP-assisted steel[13]

目前國(guó)際上提出的第三代汽車鋼的研究方向均以不同的技術(shù)路線獲得含有殘余奧氏體的復(fù)相組織，通過(guò)復(fù)相效應(yīng)獲得高的強(qiáng)度，以殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)提高材料延性，以獲得良好的強(qiáng)度與延性的匹配。例如，Speer等[14，15]提出的淬火-配分新工藝，即是通過(guò)將部分相變的馬氏體升溫或等溫保溫使馬氏體中過(guò)飽和的碳配分至周圍奧氏體中提高奧氏體穩(wěn)定性，形成馬氏體基體加殘余奧氏體的復(fù)相組織，具有高強(qiáng)度的同時(shí)因奧氏體的TRIP效應(yīng)而具有較好的延性，寶鋼集團(tuán)有限公司已經(jīng)進(jìn)行了工業(yè)化生產(chǎn)。與第一代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼對(duì)比，其DP鋼延性有所改善，提高了成形性能，已在汽車上得到一定的工業(yè)應(yīng)用，但其應(yīng)用性能及機(jī)理還不完善，且其力學(xué)性能還達(dá)不到第三代汽車鋼的目標(biāo)，因此仍需進(jìn)一步研究與開發(fā)。Bhadeshia[16，17]等提出的納米貝氏體理論及技術(shù)通過(guò)低溫貝氏體相變獲得20～100 nm寬的納米貝氏體（貝茵鐵素體+奧氏體片層交替組織），通過(guò)細(xì)晶強(qiáng)化和奧氏體TRIP效應(yīng)的匹配可獲得強(qiáng)塑積≥30 GPa?%的力學(xué)性能，由于其高的碳含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.8%）使其工業(yè)生產(chǎn)和應(yīng)用具有較大障礙。Niikura和Morris[18]在20世紀(jì)80年代提出了通過(guò)奧氏體逆轉(zhuǎn)變?cè)诤琈n 5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的低碳鋼中形成了大量的奧氏體和超細(xì)晶的鐵素體組織而獲得了良好的強(qiáng)塑性匹配。在國(guó)家第三期“973項(xiàng)目”的資助下以此理論為原型，研究團(tuán)隊(duì)[19，20]通過(guò)合理的組織調(diào)控在5Mn鋼（Mn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為5%）中獲得了硬基體與亞穩(wěn)奧氏體相的復(fù)合組織，并完成了鋼材的工業(yè)試制，力學(xué)性能達(dá)到了（30～40）GPa?%，但其力學(xué)性能是圓棒試樣的拉伸結(jié)果，跟汽車鋼板材拉伸性能沒(méi)有直接可比性，其物理本質(zhì)與基礎(chǔ)理論，以及汽車應(yīng)用理論及技術(shù)仍在研究和探討過(guò)程中。

1.2 δ-TRIP鋼的發(fā)展及概述

2007年，Chatterjee等[21]基于設(shè)計(jì)一種具有約40%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的殘余奧氏體的新型TRIP-輔助鋼的目標(biāo)，將合金成分、臨界區(qū)退火溫度與時(shí)間、貝氏體等溫相變溫度與時(shí)間作為輸入?yún)?shù)，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)作為輸出結(jié)果，利用文獻(xiàn)中已有基礎(chǔ)數(shù)據(jù)建立了神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型，并采用遺傳算法優(yōu)化出了：Fe-0.4C-0.5Si-2.0Mn-2.0Al-0.5Cu-0.02P（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金，經(jīng)臨界區(qū)退火和貝氏體等溫相變的熱處理后可獲得約含40%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的殘余奧氏體的TRIP-輔助鋼。但出乎意料的是，設(shè)計(jì)的此種合金成分在平衡相圖中，在任意溫度下都不能獲得全奧氏體組織，即δ鐵素體在凝固之后的整個(gè)固態(tài)相變過(guò)程中均不會(huì)完全消失（見(jiàn)圖3）。實(shí)際冶煉成分為：Fe-0.36C-0.73Si-1.96Mn-2.22Al-0.52Cu-0.022P（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的鑄態(tài)組織中存在大量的枝晶狀的δ鐵素體組織，與相圖計(jì)算結(jié)果較一致（見(jiàn)圖4）。該含有大量枝晶δ鐵素體的材料經(jīng)常規(guī)TRIP-輔助鋼熱處理工藝（奧氏體等溫淬火）后得到了枝晶δ鐵素體與貝氏體（鐵素體與殘余奧氏體片層交替組織）（見(jiàn)圖5）。其在鑄態(tài)下未經(jīng)任何軋制細(xì)化晶粒的條件下，熱處理后即可獲得較好的力學(xué)性能（強(qiáng)度約1 000 MPa，延伸率約為22%）（見(jiàn)圖6），該材料的δ鐵素體取代了傳統(tǒng)TRIP-輔助鋼中α鐵素體，因此被命名為δ-TRIP鋼。除較好的力學(xué)性能外，δ-TRIP鋼中只含有少量的Si元素，可避免熱軋和鍍鋅時(shí)的表面問(wèn)題，因此認(rèn)為具有潛在的工業(yè)應(yīng)用可能性，Yi對(duì)δ-TRIP鋼的凝固過(guò)程、熱軋工藝及熱處理過(guò)程的組織演化規(guī)律，以及組織性能關(guān)系、電阻點(diǎn)焊性能和機(jī)理等進(jìn)行了深入探討[6]。該δ-TRIP鋼含高Al（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%～5%），除可實(shí)現(xiàn)第三代汽車鋼力學(xué)性能目標(biāo)（強(qiáng)塑積≥30 GP?%）外，還可因Al的添加降低鋼鐵材料密度4.5%～8%，更加有效地實(shí)現(xiàn)了輕量化，且可電阻點(diǎn)焊，因此δ-TRIP鋼作為第三代汽車鋼產(chǎn)業(yè)化前景較好[6]。

圖3 計(jì)算的相圖[21]Fig.3 Calculated quantities of phases as function of temperature[21]

圖4 鑄態(tài)合金的顯微組織[21]Fig.4 Microstructure of cast alloys[21]

圖5 熱處理試樣的顯微組織[21]Fig.5 Microstructures of heat treated sample[21]

圖6 熱處理試樣在室溫下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線[21]Fig.6 Stress and strain curve of heat treated material at room temperature[21]

添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%～4%Al的δ-TRIP鋼因其高Al含量而獲得了超高延性[22～24]，其合金成分見(jiàn)表1。Al是強(qiáng)穩(wěn)定鐵素體元素，該合金體系下質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò)3%的Al的添加會(huì)使凝固過(guò)程中通過(guò)液固相變形成的δ鐵素體在后續(xù)固態(tài)相變過(guò)程中不全部消失，其鑄態(tài)下保留了凝固形成的枝晶形態(tài)和置換固溶原子化學(xué)組成，δ鐵素體在熱軋過(guò)程中由于未經(jīng)奧氏體—鐵素體相變實(shí)現(xiàn)軋制晶粒細(xì)化，因此其熱軋態(tài)下呈粗大的δ鐵素體帶狀組織[25，26]，合金9[22]在其熱軋態(tài)和熱處理態(tài)下均有大量δ鐵素體存在（如圖7b和7d所示），其熱處理后的組織為：δ鐵素體、α鐵素體、塊狀殘余奧氏體、貝氏體（貝茵鐵素體+殘余奧氏體交替片層結(jié)構(gòu)）[22]；且該材料電阻點(diǎn)焊過(guò)程中，由于高Al的添加使熔核區(qū)可能為δ鐵素體+馬氏體的雙相組織而提高接頭韌性從而改善焊接性能[27]，此外該高Al的TRIP-輔助鋼對(duì)比常規(guī)TRIP-輔助鋼具有超高的延性（總延伸率≥40%），其拉伸力學(xué)性能如圖8所示。

表1 δ-TRIP鋼的典型合金成分[22]Table 1 Typical compositions of δ-TRIP steel[22]

圖7 典型δ-TRIP鋼的組織（SEM）[22]Fig.7 Typical microstructure of δ-TRIP steel（SEM）[22]

圖8 δ-TRIP鋼的力學(xué)性能[22]Fig.8 Mechanical properties of δ-TRIP steels[22]

2 δ-TRIP鋼凝固過(guò)程組織演化

將Al、Si、Mn、Cu對(duì)δ鐵素體在最終組織中保留的作用進(jìn)行比較發(fā)現(xiàn)，Al對(duì)穩(wěn)定δ鐵素體的作用最明顯，其他影響較小。根據(jù)已有科研成果[21]，設(shè)計(jì)了兩種不同Al含量的合金（見(jiàn)表2）。對(duì)合金的平衡相圖進(jìn)行計(jì)算，鐵素體的最低含量分別為35%和51%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），合金以δ鐵素體的形式開始凝固，直至大部分液相被消耗，剩余的少量高碳高錳液相相變?yōu)閵W氏體，奧氏體在后續(xù)冷卻中靠消耗δ鐵素體繼續(xù)生長(zhǎng)（見(jiàn)圖9），當(dāng)δ鐵素體量達(dá)到最小值后，奧氏體開始轉(zhuǎn)變?yōu)棣凌F素體或珠光體，在最終組織中呈枝晶狀形態(tài)的、直接凝固形成的、未經(jīng)歷過(guò)鐵素體—奧氏體—鐵素體相變的鐵素體即被定義為δ鐵素體[25]。

表2 兩種不同Al含量的合金成分[25]Table 2 Two alloys compositions with different aluminium content[25]

圖9 平衡狀態(tài)下的相圖計(jì)算[25]Fig.9 Calculated phase percentages as a function of temperature in equilibrium[25]

圖10 鑄態(tài)合金的顯微組織[25]Fig.10 Microstructure of the cast alloys[25]

圖11 不同區(qū)域的各相成分[25]Fig.11 Compositions of phase at different areas[25]

合金1和2按照平衡相圖均應(yīng)殘留大量的δ鐵素體，而合金1的鑄態(tài)組織雖可看出枝狀凝固過(guò)程的痕跡，但幾乎無(wú)枝狀的δ鐵素體保留下來(lái)（見(jiàn)圖10），與平衡計(jì)算中最少35%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的δ鐵素體量相矛盾。合金2的鑄態(tài)組織中獲得了質(zhì)量分?jǐn)?shù)為（32.9±1.4）%的δ鐵素體，其組織為枝晶狀δ鐵素體+珠光體，該珠光體由奧氏體相變產(chǎn)生，而δ鐵素體則由凝固形成殘留至室溫，但其含量比平衡計(jì)算的51%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）少很多。根據(jù)對(duì)合金2凝固過(guò)程及組織演化分析（見(jiàn)圖11），δ鐵素體中Mn和Al元素含量與平衡相圖預(yù)測(cè)的凝固時(shí)的δ鐵素體中合金元素一致，而δ鐵素體—奧氏體界面附近的奧氏體（冷卻過(guò)程中相變?yōu)橹楣怏w）中的置換合金元素亦與δ鐵素體中較一致，而在奧氏體芯部（即凝固過(guò)程最后凝固區(qū)，由液相直接析出奧氏體）的合金成分與平衡相圖預(yù)測(cè)的凝固時(shí)的奧氏體中合金元素一致，說(shuō)明該鑄態(tài)組織在液相存在的情況下由于液相中擴(kuò)散快而其組織演化基本與熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果一致，即為平衡相變；而凝固后的δ鐵素體—奧氏體—鐵素體相變過(guò)程中Mn和Al等置換固溶元素參與相變擴(kuò)散，即為準(zhǔn)平衡相變。該分析結(jié)論與DICTRA?動(dòng)力學(xué)模擬結(jié)果一致，揭示了δ-TRIP鋼的鑄態(tài)組織是由平衡液固相變與準(zhǔn)平衡固態(tài)相變演化而來(lái)，故其鑄態(tài)下δ鐵素體含量低于平衡相圖計(jì)算值，高于準(zhǔn)平衡相圖計(jì)算值[25]。

3 δ-TRIP鋼熱軋過(guò)程組織演化

圖12 合金2加熱至900℃后淬火[26]Fig.12 Alloy 2 heated to 900℃and quenched[26].

圖13 合金2加熱淬火[26]Fig.13 Alloy 2 heated and quenched[26]

含Al約2.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的合金2在鑄態(tài)條件下獲得了一定的δ鐵素體，但該δ鐵素體在后續(xù)加熱至900℃保溫5 min即大量轉(zhuǎn)變?yōu)榱藠W氏體，加熱至1 100℃后則完全轉(zhuǎn)變?yōu)榱藠W氏體，加熱至1 400℃后奧氏體又部分相變?yōu)棣蔫F素體（見(jiàn)圖12、圖13），因此其熱軋組織為常規(guī)的鐵素體+珠光體組織[26]。為研究δ-TRIP鋼在熱軋過(guò)程中的組織演變情況及設(shè)計(jì)出熱軋狀態(tài)下可穩(wěn)定存在的δ鐵素體，根據(jù)已有經(jīng)驗(yàn)，以擴(kuò)寬鐵素體穩(wěn)定性為目標(biāo)，設(shè)計(jì)了幾種新的合金成分，見(jiàn)表3[26]。通過(guò)對(duì)奧氏體穩(wěn)定元素Cu、Mn的降低，對(duì)鐵素體穩(wěn)定元素Al和Si含量的提高，合金3～7在鑄態(tài)下均殘留了大量δ鐵素體（見(jiàn)圖14），但合金3～5加熱至1 000℃和1 200℃時(shí)均奧氏體化。因此，熱軋組織為常規(guī)鐵素體+珠光體組織（見(jiàn)圖15）[26]。在Al含量提高至約3%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）以上的合金6和合金7加熱至1 000℃和1 200℃還均保留了約10%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的δ鐵素體，其熱軋態(tài)組織中亦保留了一定量的δ鐵素體[26]。圖16所示合金7熱軋態(tài)組織中粗大鐵素體即為δ鐵素體（未經(jīng)歷過(guò)δ鐵素體—奧氏體—鐵素體相變），與之對(duì)應(yīng)的珠光體之間的細(xì)晶粒鐵素體則是由于熱軋加熱后形成奧氏體，該奧氏體軋制變形后，再相變?yōu)殍F素體+珠光體，因此組織細(xì)小，為常規(guī)α鐵素體[26]。

表3 新設(shè)計(jì)的合金成分[26]Table 3 New designed alloy compositions[26]

圖14 合金3～7的鑄態(tài)組織[26]Fig.14 As-cast microstructures of Alloy 3～Alloy 7[26]

圖15 鑄態(tài)和再加熱試樣的鐵素體體積分?jǐn)?shù)[26]Fig.15 Volume percent of optically resolvable ferrite for cast and reheated samples[26]

4 δ-TRIP鋼的奧氏體等溫淬火組織演化

圖16 合金7的熱軋組織[26]Fig.16 Alloy 7 after hot-rolling[26]

貝茵鐵素體在準(zhǔn)平衡條件下（碳自由擴(kuò)散，置換固溶原子不擴(kuò)散）形核并以切變機(jī)制長(zhǎng)大（相變過(guò)程中碳不擴(kuò)散），新生成的貝茵鐵素體中過(guò)飽和的碳隨后迅速逃離并配分到周圍的奧氏體中（見(jiàn)圖17），因此切變機(jī)制相變的貝茵鐵素體只能在溫度低于（奧氏體與成分相同的鐵素體具有相同的自由能的臨界溫度，其中貝茵鐵素體自由能包括化學(xué)自由能和貝氏體形成所需存儲(chǔ)的400 J/mol的形變能）的條件下才能發(fā)生[16]。Si、Al、P等元素在貝氏體相變溫度下可抑制滲碳體析出以保證碳固溶到未分解的奧氏體中。因此，隨等溫貝氏體相變進(jìn)行，未分解的奧氏體中碳得到富集，奧氏體中碳含量可富集的限度為與該溫度對(duì)應(yīng)的的含碳量（溫度一定，碳含量提高，奧氏體-貝茵鐵素體切變相變的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力降低），這種沒(méi)有碳化物形成的貝氏體相變將在殘余奧氏體碳含量達(dá)到溫度對(duì)應(yīng)的含碳量時(shí)終止（見(jiàn)圖18），這一現(xiàn)象被稱為貝氏體相變的“不完全反應(yīng)現(xiàn)象”[16]。正是這一不完全反應(yīng)現(xiàn)象可以讓奧氏體不完全形成貝茵鐵素體，最終形成貝茵鐵素體/富碳奧氏體片層交替組織[16]。

圖17 貝氏體相變機(jī)制示意圖[9]Fig.17 Schematic illustration of bainite reaction mechanism[9]

圖18 貝氏體相變的不完全反應(yīng)現(xiàn)象[16]Fig.18 The incomplete reaction phenomenon[16]

目前廣泛應(yīng)用于汽車工業(yè)的TRIP-輔助鋼包括冷軋和熱軋兩種生產(chǎn)工藝[16]，具體生產(chǎn)工藝路線如圖19所示。熱軋是將鋼加熱到再結(jié)晶溫度以上，然后經(jīng)軋制變形為薄的橫截面的金屬熱加工過(guò)程，熱軋過(guò)程可細(xì)化晶粒，通過(guò)熱軋之后的冷卻速率控制使奧氏體可被控制，先部分轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅舞F素體，隨后再通過(guò)卷曲保溫完成貝氏體相變。而冷軋TRIP-輔助鋼需要進(jìn)行兩個(gè)階段熱處理以得到所需的微觀組織，材料首先加熱到鐵素體+奧氏體（α+γ）兩相溫度區(qū)間進(jìn)行臨界區(qū)退火，隨后冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變溫度等溫相變。熱軋?jiān)诰€組織調(diào)控與冷軋兩階段熱處理都包括了貝氏體相變過(guò)程，其組織演變的物理本質(zhì)是一致的。

圖19 生產(chǎn)TRIP-輔助鋼的兩種工藝路線[16]Fig.19 Schematic illustration of the two routes to generate the microstructure of TRIP-assisted steel，with typical temperature and time indicated[16]

5 δ-TRIP鋼的強(qiáng)韌性機(jī)理

DP鋼的微觀組織由不同組織形態(tài)、不同體積分?jǐn)?shù)的馬氏體分布于鐵素體基體中，將鐵素體的高延性和馬氏體的高強(qiáng)度相結(jié)合，因而具有較高的強(qiáng)度與延性的匹配。而TRIP-輔助鋼可被認(rèn)為是改進(jìn)的DP鋼，與DP鋼類似，分布在較軟相鐵素體中的較硬第二相在材料變形過(guò)程中可產(chǎn)生較高的加工硬化率。與DP鋼相比較，TRIP-輔助鋼拉伸過(guò)程中除雙相效應(yīng)對(duì)力學(xué)性能的貢獻(xiàn)之外，TRIP效應(yīng)（殘余奧氏體隨應(yīng)變?cè)龃笾饾u相變?yōu)轳R氏體）的作用可保持更高的加工硬化至更大的應(yīng)變，因而與同強(qiáng)度的DP鋼對(duì)比延性更好[28，29]。因此，軟硬相間雙（復(fù)）相效應(yīng)及殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)是TRIP-輔助鋼的優(yōu)異力學(xué)性能的強(qiáng)韌化機(jī)理，也是該高Al的δ-TRIP鋼的優(yōu)異力學(xué)性能的機(jī)理之一[22]。

熱軋態(tài)的合金5經(jīng)800℃臨界區(qū)退火10 min后，鹽浴爐330℃淬火保溫30 min的熱處理后獲得了約882 MPa的抗拉強(qiáng)度和約38%的總延伸率（見(jiàn)圖20）。其顯微組織主要由鐵素體、貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成，其中奧氏體包括退火形成的塊狀?yuàn)W氏體和與貝氏體相變相關(guān)的膜狀?yuàn)W氏體（見(jiàn)圖21）[23]。其殘余奧氏體量由熱處理狀態(tài)的約20%經(jīng)拉伸斷裂后被消耗至約10%（見(jiàn)圖22），證明TRIP效應(yīng)在提高該δ-TRIP鋼的強(qiáng)韌性上發(fā)揮了較大作用。通過(guò)拉伸前后的組織觀察，其中的塊狀殘余奧氏體基本未發(fā)生明顯變形，發(fā)生了馬氏體相變，而貝氏體中的膜狀?yuàn)W氏體與鐵素體基體一致發(fā)生了大的變形，在應(yīng)力作用下明顯拉長(zhǎng)，該奧氏體塑性變形也對(duì)提高該δ-TRIP鋼的強(qiáng)韌性起到了一定作用[23]。

圖20 工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線[23]Fig.20 Engineering stress and strain curve[23]

圖21 合金5拉伸前后組織[23]Fig.21 Microstructure of alloy5 in as heat-treated and tensile fractured conditions[23]

圖22 不同區(qū)域的殘余奧氏體含量[23]Fig.22 Retained austenite in different region[23]

與DP鋼相同，應(yīng)力首先在軟相鐵素體中引起屈服，鐵素體加工硬化足以能夠充分轉(zhuǎn)移負(fù)荷到硬相后，才發(fā)生塑性變形。當(dāng)施加于貝氏體的應(yīng)力足夠高時(shí)，開始變形，隨后更多載荷轉(zhuǎn)移至奧氏體，可能會(huì)引起馬氏體相變或滑移變形。奧氏體向馬氏體相變是通過(guò)切變相變的原子協(xié)調(diào)運(yùn)動(dòng)發(fā)生的，足夠大的變形存在于奧氏體中時(shí)，由于高位錯(cuò)密度使得界面滑動(dòng)不能實(shí)現(xiàn)，相變停止，這就是“機(jī)械穩(wěn)定性”的本質(zhì)。基于奧氏體—馬氏體相變界面移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力與阻力的平衡，Chatterjee等發(fā)展了奧氏體-馬氏體相變的計(jì)算物理模型[30]：τT=τ+τS，其中 τT為驅(qū)動(dòng)界面移動(dòng)的剪切應(yīng)力，來(lái)自于吉布斯自由能降低；τ為來(lái)自位錯(cuò)強(qiáng)化的阻力；τS為來(lái)自固溶強(qiáng)化的阻力?？赏茖?dǎo)出計(jì)算馬氏體相變的模型：

式（1）中，b為伯格斯矢量；ΔG為馬氏體相變的吉布斯自由能降低；-600為馬氏體中存儲(chǔ)的應(yīng)變能，單位J?mol-1；G為剪切模量；υ為泊松比；ε為真應(yīng)變；L為位錯(cuò)移動(dòng)的平均距離 L=δD/(δ+ε)，D為應(yīng)變前奧氏體原始晶粒尺寸，δ為系數(shù)，約為1 μm。

但該模型的相變驅(qū)動(dòng)力中未考慮應(yīng)力誘導(dǎo)馬氏體相變，Yi等將相變驅(qū)動(dòng)力完善為化學(xué)自由能、機(jī)械自由能和馬氏體存儲(chǔ)應(yīng)變能三者之和，其中機(jī)械自由能為由外加應(yīng)力所提供給應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力，而由奧氏體本身的變形而增加位錯(cuò)密度導(dǎo)致的加工硬化則增加相變阻力，其固溶強(qiáng)化的相變阻力僅與奧氏體的合金成分相關(guān)，改進(jìn)后的相變模型如式（2）[23]所示。

拉伸過(guò)程中，隨著應(yīng)力的增大，相變驅(qū)動(dòng)力增加，同時(shí)隨著奧氏體變形位錯(cuò)強(qiáng)化提高其相變阻力亦提高；當(dāng)包括化學(xué)和機(jī)械的總驅(qū)動(dòng)力大于來(lái)自固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化的阻力時(shí)，應(yīng)力誘導(dǎo)相變發(fā)生，反之因位錯(cuò)強(qiáng)化提高阻力使其總相變阻力大于化學(xué)和機(jī)械的總驅(qū)動(dòng)力時(shí)，奧氏體被機(jī)械穩(wěn)定化，不發(fā)生相變[23]。

根據(jù)該材料的化學(xué)和物理特性確定的奧氏體-馬氏體相變模型中所需參數(shù)見(jiàn)表4。計(jì)算結(jié)果表明，在塊狀?yuàn)W氏體中，在應(yīng)力達(dá)到約1 100 MPa時(shí)，相變的總驅(qū)動(dòng)力大于阻力（見(jiàn)圖23），即可發(fā)生相變；從拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線中可以看出，拉伸變形初期（工程應(yīng)變低于14%），加工硬化率較高，即是因?yàn)樵搲K狀?yuàn)W氏體的TRIP效應(yīng)[23]。而其膜狀?yuàn)W氏體在其沒(méi)有應(yīng)變強(qiáng)化阻力的情況下，需要1 630 MPa才能使驅(qū)動(dòng)力大于阻力發(fā)生相變，當(dāng)奧氏體發(fā)生應(yīng)變約20%時(shí)，則需要2 000 MPa的機(jī)械驅(qū)動(dòng)力才能發(fā)生相變，因此在該膜狀?yuàn)W氏體中，其驅(qū)動(dòng)力的增加不可能勝過(guò)其阻力提高。因?yàn)閵W氏體機(jī)械穩(wěn)定化，該奧氏體不能發(fā)生馬氏體相變。拉伸過(guò)程中，工程應(yīng)變達(dá)到14%后，其塊狀?yuàn)W氏體TRIP效應(yīng)作用基本結(jié)束，其加工硬化主要依賴于位錯(cuò)（鐵素體和膜狀?yuàn)W氏體中）強(qiáng)化，其加工硬化指數(shù)低于塊狀?yuàn)W氏體TRIP效應(yīng)階段，應(yīng)變14%之后的變形和加工硬化階段，因奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化作用未發(fā)生TRIP效應(yīng)的膜狀?yuàn)W氏體作為高強(qiáng)韌性相與鐵素體基體的協(xié)同變形起到了主要提高強(qiáng)韌性的作用[23]。

圖23 等效拉應(yīng)力的作用Fig.23 Effect of equivalent tensile stres

6 δ-TRIP鋼的電阻點(diǎn)焊工藝、組織及性能機(jī)理

電阻點(diǎn)焊是目前在汽車工業(yè)中最廣泛采用的鋼鐵零部件連接方式，具有生產(chǎn)效率高、自動(dòng)化程度高等優(yōu)點(diǎn)。一輛汽車上通常有2 000～5 000個(gè)電阻點(diǎn)焊焊點(diǎn)，在汽車碰撞過(guò)程中起著傳遞沖擊載荷的作用[31]，且電阻點(diǎn)焊焊點(diǎn)失效是碰撞過(guò)程中的一種重要失效模式[32]。由于電阻點(diǎn)焊焊點(diǎn)熔核區(qū)域小，鋼板本身的固體導(dǎo)熱率高及焊接電極的高導(dǎo)熱效率，焊點(diǎn)熔核區(qū)冷卻速率高達(dá)2 000～10 000 K/s[33]，0.8 mm厚的鋼板電阻點(diǎn)焊后從800℃冷卻到500℃（決定固態(tài)相變及組織演化的關(guān)鍵溫度區(qū)間）僅需0.06 s[34]。而TRIP鋼和DP鋼等先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的碳含量遠(yuǎn)高于無(wú)間隙原子（IF）鋼和烘烤硬化（BH）鋼，因此焊點(diǎn)熔核區(qū)會(huì)全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，接頭硬度高、韌性差、電阻點(diǎn)焊性能相對(duì)較低[35，36]。

圖24 合金8和9點(diǎn)焊熔核區(qū)的組織[27]Fig.24 The structures of the fusion zones of spot welds in Alloy 8 and Alloy 9[27]

含碳約0.4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的δ-TRIP鋼因含有較高的強(qiáng)鐵素體穩(wěn)定元素Al，可使其在凝固之后的整個(gè)熱過(guò)程中δ鐵素體不消失，在電阻點(diǎn)焊接頭的熔核區(qū)形成δ鐵素體+馬氏體的雙相組織，其熱影響區(qū)也為鐵素體+馬氏體的雙相組織[27]。對(duì)合金8和合金9進(jìn)行電阻點(diǎn)焊性能的測(cè)定，由于高Al含量使其具有高的鐵素體體積分?jǐn)?shù)，其熔核區(qū)中形成的大量δ鐵素體（見(jiàn)圖24），降低了接頭硬度，其熔核區(qū)與基體的硬度比率約為1.5（見(jiàn)圖25），該雙相組織改善了熔核區(qū)的斷裂韌性，降低了熱影響區(qū)的強(qiáng)度[27]，因此十字拉伸條件利于接頭以拔出模式失效，改善焊接接頭十字拉伸性能[37，38]；在剪切拉伸條件下其熱影響區(qū)作為接頭拔出失效的斷裂區(qū)域，其硬度的降低也有利于形成拔出失效模式，改善接頭性能[38，39]。因此，在含碳約0.4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的δ-TRIP鋼中獲得了與Fe-0.08C-1.39Si-1.75Mn的DP鋼[40]可比的靜態(tài)十字拉伸和剪切拉伸性能評(píng)價(jià)的電阻點(diǎn)焊性能（見(jiàn)圖26）。

圖25 硬度分布[27]Fig.25 The distribution of hardness[27]

圖26 熱軋板帶在熱處理?xiàng)l件下的點(diǎn)焊性能[27]Fig.26 Spot welds property of hot-rolled sheets in heat-treated condition[27]

7 結(jié)語(yǔ)

δ-TRIP鋼可實(shí)現(xiàn)第三代汽車鋼的力學(xué)性能目標(biāo)，還可因Al的添加降低鋼鐵材料密度約4.5%～8%，更加有效地實(shí)現(xiàn)輕量化，總合金含量4%～6%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），且可電阻點(diǎn)焊。因此，具有較高的產(chǎn)業(yè)化鋼鐵生產(chǎn)和汽車應(yīng)用的潛在可能。

δ-TRIP鋼的凝固、熱軋及奧氏體等溫淬火過(guò)程中的相變行為已基本理解，但隨合金元素變化及初始組織細(xì)化等因素影響的相關(guān)組織演化規(guī)律還有待更加深入地研究。從塊狀殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)、膜狀殘余奧氏體被機(jī)械穩(wěn)定化后作為高強(qiáng)韌性相與基體組織協(xié)同應(yīng)變的雙相效應(yīng)等兩個(gè)方面揭示了δ-TRIP鋼的高強(qiáng)韌性機(jī)理，但更加嚴(yán)密可靠的奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化模型及其雙相效應(yīng)的力學(xué)模型等還有待建立?；谠陔娮椟c(diǎn)焊接頭形成δ鐵素體與馬氏體的雙相組織以改善接頭韌性而改善焊接性能已在前期研究中得到考證，但相關(guān)強(qiáng)韌性機(jī)理還有待深入詳細(xì)研究。傳統(tǒng)TRIP-輔助鋼比同強(qiáng)度級(jí)別的DP鋼具有更優(yōu)異的成形性能，δ-TRIP鋼預(yù)期亦可具有非常優(yōu)異的成形性能，但相關(guān)性能和機(jī)理還未進(jìn)行研究。結(jié)合汽車應(yīng)用實(shí)際需求的力學(xué)性能及應(yīng)力-應(yīng)變曲線，基于鋼鐵廠的生產(chǎn)線開發(fā)實(shí)際工業(yè)產(chǎn)品還需要對(duì)應(yīng)的組織演化與組織性能關(guān)系的研究及新的材料設(shè)計(jì)。

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δ-TRIP steel：Physical and mechanical metallurgy

Yi Hongliang1，Chen Peng1，Wang Guodong1，Ma Mingtu1，2

（1.The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110189，China；2.China Automobile Engineering Research Institute，Chongqing 400039，China）

δ-transformation induced plasticity（TRIP）steel has performed high strength combined with excellent ductility，which satisfy the requirements for the third generation advance steels for automotive application.In addition，it could to be spot welded.It’s high potential to be industrialized for both manufacture and automotive application.The development of δ-TRIP，microstructure and mechanical properties，transformation and microstructure evolution，strength and toughness mechanism will be reviewed.The process and physical metallurgy for resistance spot welding will be discussed as well.

TRIP-steel；δ-ferrite；bainitic transformation；microstructural evolution；mechanical properties

TG142.1

A

1009-1742（2014）02-0018-13

2013-10-09

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51204051）；中央高校基本科研業(yè)務(wù)費(fèi)項(xiàng)目（N120507001，N120607001）

易紅亮，1981年出生，男，重慶市人，副教授，研究方向?yàn)殇撹F材料中的相變、組織演化、組織性能關(guān)系、板材成形過(guò)程組織演化與性能、電阻點(diǎn)焊的物理冶金等；E-mail：hityihl@126.com